钢中碳化物的相间析出
回火碳化物的析出过程
回火碳化物的析出过程全文共四篇示例，供读者参考第一篇示例：回火碳化物的析出过程是指在回火过程中，高温时被固溶体中溶解的碳原子重新聚集并析出形成碳化物的过程。
回火是一种对已经淬火的钢进行热处理的过程，目的是通过降低材料的硬度和脆性来改善其机械性能。
在回火的过程中，碳原子在晶格中的扩散速度会随着温度的升高而增加。
当钢在高温下回火时，固溶体中的碳原子开始向晶界移动，并在晶界处聚集。
当碳原子在晶界处聚集到一定程度时，就会发生碳化物的析出。
这些碳化物会在晶界处形成沉淀相，从而导致材料的硬度和强度降低。
回火碳化物的析出过程是一个热力学平衡过程，它受到温度、时间和碳浓度的影响。
在回火的早期阶段，碳化物的析出速率会很快，随着时间的推移，析出速率会逐渐减慢。
当达到平衡状态时，析出速率与溶解速率相平衡，此时碳化物的形成和溶解达到动态平衡。
碳化物的析出不仅受到温度和时间的影响，还受到钢中碳原子的浓度影响。
当钢中碳含量较高时，碳原子在晶界处聚集的速度会更快，从而导致碳化物的析出速率加快。
而钢中碳含量较低时，碳化物的析出速率较慢。
回火碳化物的析出过程对于钢材的性能有着重要的影响。
碳化物的析出会导致钢材的硬度和强度降低，但同时也会提高其韧性和韧性。
在进行回火处理时，需要根据具体要求选择合适的温度、时间和碳含量，以保证钢材的性能达到最佳状态。
回火碳化物的析出过程是一个复杂的热力学平衡过程，它受到多种因素的影响。
通过合理控制回火处理的条件，可以有效地改善钢材的性能，提高其机械性能和使用寿命。
【话题内容到此结束，共1053字】在实际工程中，回火碳化物的析出过程常常是不可避免的。
在淬火后的零部件中，由于碳原子的固溶度限制，难以避免碳化物的析出。
这就要求我们在回火处理过程中做好控制，避免过量的碳化物析出导致材料性能下降。
在实际应用中，通常会通过改变回火温度、时间和工艺来控制回火碳化物的析出过程。
可以通过增加回火温度和时间来促进碳化物的析出，以提高材料的韧性；也可以通过控制回火温度和时间来减少碳化物的析出，以提高材料的硬度和强度。
地低碳钢中碳化物的形成
地低碳钢中的碳化物主要是通过固溶态碳与铁元素在钢中形成的。
以下是地低碳钢中碳化物形成的基本过程：
1. 固溶态碳：地低碳钢中的固溶态碳通常以间隙原子（interstitial atoms）的形式存在，即碳原子占据了铁晶格的间隙位置。
这些碳原子以固溶的形式弥散在铁基体中。
2. 碳扩散：在高温下，固溶态碳会发生扩散。
当钢材加热到一定温度时，固溶态碳原子会从高浓度处向低浓度处扩散。
这种扩散过程是热力学驱动的，它追求达到平衡状态并减少自由能。
3. 碳化反应：当固溶态碳原子扩散到铁基体中的特定位置时，它们可以与铁原子发生化学反应形成碳化物。
碳化物通常以Fe3C 的形式存在，也被称为渗碳体或水滑石。
4. 细化和析出：形成的碳化物会细化钢材的晶粒，并在晶界和晶内析出。
这些碳化物的析出会影响钢材的力学性能和硬度。
根据碳化物的形态、分布和数量，地低碳钢可以具有不同的组织结构和力学性能。
需要注意的是，碳化物的形成受到钢材的化学成分、热处理条件和冷却速率等因素的影响。
通过调整这些因素，可以控制碳化物
的形成和分布，以达到所需的钢材性能。
此外，碳化物的形成也与碳浓度有关。
地低碳钢中的碳含量较低，因此碳化物的含量通常较少。
而高碳钢则具有更高的碳含量，从而导致更多的碳化物形成。
总体而言，地低碳钢中的碳化物形成是一个复杂的过程，它涉及固溶态碳的扩散和与铁原子的化学反应。
了解碳化物的形成过程有助于我们理解钢材的组织结构和性能，并为钢材的热处理和优化提供依据。
钢材材质成份解析
钢材材质成份解析一、碳（C）：钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低，当碳含量超过0.23%时，钢的焊接性能变坏，因此用于焊接的低合金结构钢，含碳量一般不超过0.20%。
碳量高还会降低钢的耐大气腐蚀能力，在露天料场的高碳钢就易锈蚀；此外，碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性。
二、硅（Si）：在炼钢过程中加硅作为还原剂和脱氧剂，所以镇静钢含有0.15－0.30%的硅。
如果钢中含硅量超过0.50-0.60%，硅就算合金元素。
硅能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，故广泛用于作弹簧钢。
在调质结构钢中加入1.0－1.2%的硅，强度可提高15－20%。
硅和钼、钨、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用，可制造耐热钢。
含硅1－4%的低碳钢，具有极高的导磁率，用于电器工业做矽钢片。
硅量增加，会降低钢的焊接性能。
三、锰（Mn）：在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，一般钢中含锰0.30－0.50%。
在碳素钢中加入0.70%以上时就算“锰钢”，较一般钢量的钢不但有足够的韧性，且有较高的强度和硬度，提高钢的淬性，改善钢的热加工性能，如16Mn钢比A3屈服点高40%。
含锰11－14%的钢有极高的耐磨性，用于挖土机铲斗，球磨机衬板等。
锰量增高，减弱钢的抗腐蚀能力，降低焊接性能。
四、磷（P）：在一般情况下，磷是钢中有害元素，增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。
因此通常要求钢中含磷量小于0.045%，优质钢要求更低些。
五、硫（S）：硫在通常情况下也是有害元素。
使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。
硫对焊接性能也不利，降低耐腐蚀性。
所以通常要求硫含量小于0.055%，优质钢要求小于0.040%。
在钢中加入0.08-0.20%的硫，可以改善切削加工性，通常称易切削钢。
六、铬（Cr）：在结构钢和工具钢中，铬能显著提高强度、硬度和耐磨性，但同时降低塑性和韧性。
铬又能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，因而是不锈钢、耐热钢的重要合金元素。
钢中的碳化物
第二节钢中的碳化物一、一般特点：碳化物是钢中的重要组成相之一，碳化物的类型、数量、大小、形状及分布对钢的性能有极重要的影响。
碳化物具有高硬度和脆性，并具有高熔点。
这表明它具有共价键特点；碳化物具有正的电阻温度系数，具有导电特性。
这表明它具有金属键特点；碳化物具有金属键和共价键的特点，以金属键占优。
二、碳化物的结构过渡族金属的碳化物中，金属原子和碳原子可形成简单点阵或复杂点阵结构，金属原子处于点阵结点上，而尺寸较小的碳原子在点阵的间隙位置。
如果金属原子间的间隙足够大，可以容纳碳原子时，碳化物就可以形成简单密排结构。
若这种间隙还不足容纳碳原子时，就得到比简单结构稍有变形的复杂密排结构。
因此过渡族金属的原子半径(γM)和碳原子半径(γC)的比值(γC/γM)决定了可以形成简单密排还是复杂结构的碳化物。
金属元素的γC/γM值如下：金属Fe Mn C r V Mo W Ti Nb Zrγc/γM 0.61 0.60 0.61 0.57 0.56 0.55 0.53 0.52 0.48 1、当γC/γM <0.59时，形成简单点阵的碳化物(1)形成NaCl型简单立方点阵的碳化物。
如VC、NbC、TiC、ZrC等，这种MeC相不具备严格的化学计算成分和化学式，一般形式将是MeC，其中0.5≤C≤1。
碳化物中碳浓度的下降使碳化物硬度下降，点阵常数减小。
(2)形成六方点阵的碳化物如Mo2C、W2C、MoC、WC。
2、当γC/γM >0.59, 形成复杂点阵的碳化物(1)复杂立方点阵如Cr23C6, Mn23C6, Fe3W3C, Fe3Mo3C(2)复杂六方点阵如Cr7C3，Mn7C3；(3)正交晶系点阵如Fe3C，Mn3C。
三、碳化物的稳定性钢中各种碳化物的相对稳定性，对于其形成和转变、溶解、析出和聚集、长大有着极大的影响。
碳化物在钢中的相对稳定性取决于合金元素与碳的亲和力的大小，即取决于合金元素d层电子数。
钢的析出资料
而碳化物在低应变时并不开裂，所以可在裂纹成核前承受比较大的变形。
但碳化物颗粒较粗大，分布于晶界上时，既有利于裂纹的形成也有利于裂纹的扩展，使脆性增加，造成了在850时随着保温时间的增加，由于碳化物在晶界附近的偏聚强度的升高和延伸率的下降。
图3.1 850℃下保温不同时间的TEM 照片 (a) 2min (b) 5min (c) 20min从图3.1中发现，在850℃下保温2分钟时，析出物有少量的析出，无论在晶界还是在晶内析出物分布比较均匀，并且析出物的体积相对较大，在850℃下保温5分钟时，随着保温时间的延长，单个晶粒内析出物的数量有所增加，析出b ac物的分布不均匀，在晶界处析出物的数目明显增多，在850℃下保温20分钟时，有大量的析出物析出。
钛微合金碳化物比铬的碳化物尺寸小得多，可达到2～3nm，这使得第二相对促进裂纹产生的作用会降低一些，同时对已产生裂纹的扩展也会有一定的约束作用。
含钛铁素体不锈钢在热轧过程中析出的碳氮化合物第二相粒子Ti（C,N）钉扎晶界而阻止晶粒长大，是最为广泛的一种阻止晶粒长大的方法。
一般认为，钢中的夹杂物、碳化物等第二相质点对钢的塑性、韧性有重要影响。
影响的程度与第二相质点的大小、形状、分布，第二相质点的性质及其与基体的结合力等性质有关。
但无论第二相质点分布于晶界上，还是独立于基体中，当其尺寸增大时，均会使材料的塑性、韧性下降。
另外，据研究表明，随着第二相质点体积百分数的增加，塑性、韧性按指数规律下降。
在本试验对夹杂物的观察中，发现夹杂物主要为碳化物、氮化物和硫化物，从而使试验钢的塑性、韧性下降。
另外，需要指出的是，虽然钢中的夹杂物和碳化物都会对钢的塑性造成影响，但其中夹杂物的影响更为重要。
因为在拉伸过程中，它们既可以自身断裂形成孔隙而产生裂纹，又能由于夹杂物与基体的膨胀系数不同，在界面已存在的孔隙处扩展而生成裂纹。
而碳化物在低应变时并不开裂，所以可在裂纹成核前承受比较大的变形。
X80管线钢中氮化物和碳化物析出热力学分析
Ｘ８ ０管线 钢 中氮化 物和 碳 化 物 析 出热 力 学分 析
杨 进 玲 ， 彭其 春 ， 邹 健 ， 周 明伟 ， 彭 明耀 。 ， 毕 建 民
（ １ ． 武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室 ， 湖北 武汉 ， ４ ３ ０ ０ ８ １
２ ． 湖南华菱涟源钢铁公 司， 湖南 娄底 ， ４ １ ７ ０ ０ ９ ）
基 于微合 金化 和控轧 控冷技 术 的高钢 级管线
钢， 其 通 过 在 钢 中 添 加 Ｎｂ 、 Ｔ ｉ 、 Ｖ、 Ｃ ｒ 、 Ｍｏ 、 Ａ１ 等
的建 立提供 理论 依据 。
微合 金元 素 ， 并 通过 这些元 素 的析 出强化 、 晶粒 细
化 和相 变强 化作 用 ， 以实 现 材 料性 能 的优 化 。处
１ 液 相 中的析 出
Ｘ ８ ０管 线 钢 析 出物 体 系 为 Ｆ ｅ — Ｎｂ — Ｔｉ Ａ１ 一 Ｃ — Ｎ， 根 据热 力学规 律 ， Ａ １ 只 与 Ｎ反应 生 成 Ａ１ Ｎ， 密 排六 方 结 构 的 Ａ１ Ｎ 不 与 Ｎａ Ｃ １ 结 构的 （ Ｎｂ ， Ｔｉ ） （ Ｃ Ｎ ） 发 生互 溶 ， 析 出物 体 系 中 ， （ Ｎｂ ，
１ ． １ 碳 化物 、 氮化 物析 出
析出。
１ ． ２ 碳 氮 化 物 析 出
钢 液 中 非 金 属 元 素 Ｘ（ Ｃ、 Ｎ） 与 金 属 元 素
Ｍ（ Ａ１ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉ ） 生 成 Ｍ Ｘ， 析 出反 应为 ｌ １
碳化 物与 氮化 物 的晶体 结 构 相 同 、 点 阵 常 数
Ｔｉ ）（ Ｃ Ｎ 一 ） 与 Ａ１ Ｎ 为 两 个 不 同 的析 出 过 程 ，
在 连铸 工序 的 Ｘ８ ０管线 钢 ， 随 温度 降低 经历 了液
钢中碳化物的电子衍射分析
钢中碳化物的电子衍射分析电子衍射的应用日益增多，与X射线物相分析相辅相成。
首先电子衍射物相分析灵敏度非常高，就连一个小到几百甚至几个埃的微晶也能给出清晰的电子衍射图，因此它的检测极限非常低，适用于：i 试样总量很少。
如大气中的微量粉尘，金属表面的氧化或污染层，半导体的外延生长等。
ii 待定物相在试样中含量很低。
如晶界的微量沉淀，第二相在晶内早期预沉淀过程等。
iii 待定物相的颗粒非常小。
如晶界开始生成的微晶、粘土矿物等。
选区或微区电子衍射一般都给出单晶电子衍射斑点图，当出现未知的新结构时，可能比X射线多晶衍射谱易于分析，另一方面还可以得到有关晶体取向关系的资料。
如晶体生长的择优取向、析出相与基体的取向关系、惯析面等；第三，电子衍射物相分析可以与电子显微观察同时进行，还能得到有关物相的大小、形态、分布等重要资料，特别是新近发展起来的晶体结构象，可以直接分辨晶体结构及原子尺度的晶体缺陷，这是X射线物相分析所不能比拟的。
此外，还可在电子显微镜中加上电子能量损失谱仪或X射线能量色散谱仪附件，直接得出微晶的化学成分。
因此，电子衍射物相分析已成为研究晶体材料的微观结构所不可缺少的方法。
在强调电子衍射物相分析的优点时，也应充分注意其弱点。
灵敏度越高，越应注意可能引起的假象；试样制备过程中有可能带入各种极微量杂质；在电镜观察过程中晶体表面氧化等，都会给出这些杂质的电子衍射图。
除非一种物相的电子衍射图经常出现，我们不能轻易断定这种物相的存在。
就是我们观察上千个颗粒，若它们线长为1微米，加起来不过10－10克。
因此，我们对电子衍射物相分析结果要持分析态度，尽可能与其它分析手段相结合。
二电子衍射未知相分析基本程序：①根据所研究的合金的主要元素的含量、熔炼、热处理、气相沉淀等工艺，查阅一切相关文献资料，确定合金可能形成的合金相、亚稳相、间隙相。
②收集研制合金中相关资料，特别是其中合金相的晶体结构、晶体学的数据、制作（hkl）与d hkl表，即晶体指数与晶面间距数据表。
碳氮化物定量研究
铌、钛微合金热带钢中碳氮化物析出的定量研究A.Itman, K. R. Cardoso, H. -J. Kestenbach摘要借助光学和透射电镜来检测商业用微合金化钢，以确定热带钢在生产过程中碳化物析出的起因和数量。
几乎有一半的微合金添加物（0.06Ti和0.02Nb）在均热后都以共析或未溶颗粒的形式存在。
仅在奥氏体中发现有细小碳氮化物颗粒在晶内形核。
卷取过程中在铁素体内没有发现碳氮化物颗粒，而且在均热过程中溶解的微合金元素几乎有一半在轧制过程结束后仍处于固溶状态。
根据组织-性能关系模型，60-80MPa的析出强化力度被认为是由在奥氏体形核的碳氮化物颗粒所贡献的。
前言通过碳氮化物颗粒的析出强化来提高微合金化钢的强度，这种手段已经应用了很多年。
根据早期的含铌钢方面的文献，轧态试样在透射电镜下如果能观察到细小碳氮化物颗粒的存在，那么轧材的屈服强度能提到100MPa。
据报导，对铌/钒和钛钢，屈服强度甚至能提高200MPa。
理论上，这些实验结果与由Orowan-Ashby析出强化模型计算结果（直径为3nm 碳氮化物颗粒）吻合得很好。
工业生产过程中，细小碳氮化物颗粒开始在奥氏体区热轧过程中析出。
此后，在奥氏体向铁素体转变或者在铁素体相冷却过程中更多的以中间相析出形式出现。
以上引述的许多早期的结果是用电子显微镜观察到的，虽进行了讨论，但没有确定碳氮化物颗粒的起因，认识这一点很重要。
仅仅一段时间以后，电子衍射方法被采用，清晰地识别三种形式的碳氮化物析出，从而铁素体中形成的碳氮化物对析出强化机制作用的重要性被普遍认识。
今天，许多作者认为，只有当碳氮化物颗粒在铁素体中半共格析出时，才能获得显著的强化效果，并且对热带钢，轧制时间更短、终轧温度更高，使这种析出效果更加有效，而且轧后快冷（与中厚板生产相比）将导致大量的微合金元素在卷取前保持固溶。
在带卷的最终冷却过程中，更多的非常细小的颗粒使析出强化更为有效。
尽管应该将铁素体中形成的碳氮化物颗粒的重要效果应用在提高微合金化钢的的强度上，但它在轧态存在的证据很少见报导。
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钢中碳化物的相间析出通常，对于工业用钢，碳化物的弥散硬化和二次硬化的利用，都是在调质状态下实现的。
但是，在控制轧制条件下使用的非调质高强度钢中，人们却利用添加少量Nb、V等强碳化物形成元素，有效地提高了钢的强度。
之所以如此，是由于钢在冷却过程中从奥氏体中析出了细小的特殊碳（氮）化物。
透射电子显微镜观察表明，这种化合物的直径约为50Å，而且比较规则的一个面接一个面的排列分布。
后来研究又发现，这种碳（氮）化物是在奥氏体-铁素体相界面上形成的，因此将这种转变称为“相间析出”（interphas precipitation）。
相间析出的结果也是由过冷奥氏体转变为铁素体与碳化物的机械混合物。
由于这种转变发生在珠光体与贝氏体形成温度之间，因而研究这种转变，不仅对非调质钢的强化有实际价值，而且对搞清珠光体和贝氏体转变机理也有一定意义。
（一）相间析出产物的形态和性能含有强碳（氮）化物形成元素的低碳合金钢的奥氏体，在冷却过程中有可能首先发生碳（氮）化物的析出，因为析出是在奥氏体与铁素体相界面上发生的，所以把这一过程称为相间析出。
1、组织形态钢中的相间析出的转变产物，其显微组织在低倍的光学显微镜下，相间析形成的铁素体与先共析铁素体相似呈块状。
而在高倍的电子显微镜下，可以观察到铁素体中有呈带状分布的微粒碳（氮）化物存在，这是相间析的组织形态特征。
这种组织与珠光体相似，也是由铁素体与碳化物组成的机械混合物，而碳化物不是片状，而是细小粒状的，分布在有一定间距的平行的平面上，因此也称为“变态珠光体”（degenerate pearlite）。
分布有微粒碳化物的平面彼此之间的距离称为“面间距离”。
随着等温转变温度的降低或冷却速度的增大，析出的碳化物颗粒变细，面间距离减小。
另外，钢中的化学成分不同对碳化物的颗粒直径的面间距离也有一定的影响，通常含特殊碳化物元素越多，形成碳化物颗粒越细，面间距离越小。
在相同转变温度下，随着钢碳含量增高，析出碳化物的数量增多，面间距离也有所减小。
2、性能在Fe-C合金中，相间析出转变产物的硬度，介于铁素体或珠光体与贝氏体之间。
但对于低碳合金钢，其硬度可以高于贝氏体。
相间析出转变产物的强度由三种因素决定，1细晶强化；2固溶强化；3沉淀强化。
在三种强化因素中，以沉淀强化的贡献最大，细晶强化次之，而固溶强化的贡献最小。
低碳V钢相间析出转变产物的强度，主要是由碳化物弥散强化贡献的，晶粒细化也有较大的贡献，但固溶强化的贡献较小。
同时，在同种类钢中，随着转变温度的降低，由于碳化物细化和面间距离减小而使强度增高；在相同转变温度下，钢的碳含量和V 含量越高，碳化物析出量增大，强度也随之增高。
（二）相间析出机制奥氏体化的低碳合金钢，迅速冷致A 1点以下，贝氏体形成温度以上的区间恒温保持，首先在奥氏体晶界上形成铁素体。
在奥氏体-铁素体界面上奥氏体这一侧，因为铁素体的析出，而使C 浓度增高，如图所示（图中左边的剖面线部分，代表已析出铁素体，右边部分代表奥氏体，其中的曲线表示奥氏体中的C 浓度变化）。
由于相界处奥氏体C 浓度增高，铁素体继续长大受到了抑制。
如果在C 浓度最高的奥氏体-铁素体界面上析出碳化物，将界面上奥氏体一侧的C 浓度降低，如图所示，图中间断线代表析出的碳化物颗粒。
由于碳化物的析出，增大了奥氏体析出铁素的驱动力，而使铁素体转变继续进行，相界面奥氏体中推移。
铁素体析出后，又提高了界面上奥氏体C 浓度，奥氏体中碳分布，又回复到转变初期的状态。
因为转变温度较低，合金元素可能扩散的距离伴随碳化物相间析出的奥氏体向铁素体转变示意图a)铁素体从奥氏体中析出后的奥氏体中C 浓度分布 b)碳化物析出后奥氏体中C 浓度分布 c)同(a)很小，加之钢含碳量又低，单位体积中可能提供的C 原子数量很少，所以从奥氏体中在相界上析出的特殊碳化物，只能呈细小粒状分布。
这种铁素体与细粒状特殊碳化物交替反应，使过冷奥氏体分解连续进行。
相间析出的碳化物，与铁素体有一定的晶体位向关系，譬如对V 钢为：{100}VC ‖{100}a ，<110>VC ‖<100>a说明了相间析出的碳化物，是在奥氏体-铁素体界面上成核和按共格或半共格关系在铁素体长大的。
在相间析出过程中，铁素体和碳化物的长大，可按下图所示台阶长大模型来说明。
碳化物颗粒在奥氏体-铁素体界面上成核，并在铁素体中长大。
铁素体向横向和纵向两个方向按台阶长大。
有时可能纵向长大一个较宽的区域后再在奥氏体-铁素体相界面上相间析出形核长大示意图亚共析钢中碳化物相间析出的立体模型0.23%C,0.85%V 钢过冷奥氏体等温转变动力学图形形成碳化物晶核，而后又连续出现几个较窄的铁素体带。
由于相间析出的特殊碳化物，不规则分布在曾经是奥氏体-铁素体界面的平面上，因此相间析出转变产物的立体模型，可以表达如下图所示的状态。
从图中A的方向观察，可以看到析出物的微粒，平行分布在原奥氏体-铁素体界面上；从B方向观察，看到的析出物微粒，则呈不规则分布。
（三）相间析出条件低碳钢经加热奥氏体后缓冷却，在一个相当大的冷却速度范围内，将转变为先共析铁素体加珠光体。
对于含特殊碳化物形成元素Mo、V、Nb、Ti等的低合金钢，从奥氏体状态缓慢冷却时，除析出铁素体外，还析出特殊碳化物（如Mo2C、VC、NbC、TiC等），即发生相间析出，其析出温度范围约在800~500℃之间。
由于这种碳化物细小弥散，将使钢的硬度、强度增高。
在等温条件下，低碳合金钢相间析出的转变动力学曲线，与珠光体转变相似，也具有“C”形的特征，如图所示。
图中的实线为相间析出动力学曲线。
可以看出，相间析出是在一定的温度范围内发生的，而且转变温度较高或者较低时，都使相间析出的速度减慢。
因此，这种相变符合扩散型相变的成核、长大规律。
在连续冷却条件下，低碳合金钢的连续冷却转变图形，0.2%C,0.5%V钢的连续冷却转变图如下图所示。
图中的虚线表示特殊碳化物析出线。
可以看出，如果冷却速度过慢，在较高温度下通过的时间过长，由于特殊碳化物的聚集长大而粗化，会使钢的硬度、强度降低。
如果冷却速度过快，即在可发生相间析出的温度内通过的时间过短，细小碳化物来不及形成，过冷奥氏体将转变为先共析铁素体和珠光体以及贝氏体，也会使钢的硬度、强度降低。
因此，对于低碳合金钢，必须根据钢的成分、奥氏体温度（或轧制温度），控制钢材的冷却条件，使其在合适的温度和时间范围内发生相间析出，才能获得良好的强化效果。
目前这种方法已用于工业生产。
相间析出能否发生，主要γ→α决定于转变进行时的温度。
下图为碳钢或铁碳合金相间析出的温度范围，碳钢相间析出温度范围不同含碳量的钢的相间析出温度不同，含碳低时范围较宽，为700~450℃，含碳高时较窄，如0.8%C为520~450℃。
钢中不形成片状珠光体而发生相间析出的可能原因是：当温度较高时，首先析出先共析铁素体。
由于铁素体的不断析出，未转变的奥氏体的碳浓度将增至共析成分，则可转变为片状珠光体。
与此相反，当转变温度较低时，碳原子在奥氏体中扩散不充分，故将在γ/α界面的奥氏体一侧蓄积起来，使未转变的奥氏体的平均成分达不到共析成分，而当界面一侧的奥氏体的碳浓度高于ESEˊ线时，渗碳体颗粒将在γ/α界面上析出。
所以相间析出能否发生主要决定于转变时的温度，温度较高形成珠光体，温度过低形成上贝氏体。
思考题1、简述珠光体的形貌特征，片间离不同的珠光体在光学显微镜和电子显微镜下的形态特征。
2、何谓珠光体团、珠光体晶粒。
以Fe3C为领先相说明珠光体团的形成过程，并说明奥氏体向珠光体转变过程中碳的扩散规律。
3、说明粒状珠光体的形成过程（渗碳的球化机理和片状渗碳体的断裂过程）。
4、说明亚共析钢中先共析铁素体的形态特征与钢的含碳量之间的关系。
5、试从经典结晶理论说明奥氏体向珠光体转变动力学曲线具有“C”字形。
6、从碳化物形成和转变两个方面说明合金元素对“C”曲线左右移动的影响。
7、简述影响珠光体转变动力学的因素。
8、说明钢中碳化物的相间析出机制，相间析出条件及相间析出产物的组织形态。
（2）中温范围的转变（上贝氏体）在350~550℃的中间温度范围内转变时，转变初期与高温范围的转变基本一样。
但此时的温度已比较低，碳在奥氏体中的扩散已变得困难，通过界面由贝氏体铁素体扩散进入奥氏体中的碳原子已不可能进一步向奥氏体纵深扩散，尤其是板条铁素体束两相邻铁素体条之间的奥氏体中的碳更不可能向外扩散。
故界面附近的奥氏体，尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的碳将随贝氏体铁素体的长大而显著升高，当超过奥氏体溶解度极限时，将自奥氏体中析出碳化物而形成羽毛状的上贝氏体。
（3）低温范围的转变（下贝氏体）在350℃以下转变与上述转变有较大的差异。
由于温度低，初形成的铁素体的碳含量高，故贝氏体铁素的形态已由板条状转变为透镜片状。
此时，不仅碳原子已难以在奥氏体中扩散，就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散，而贝氏体铁素中的过饱和度又很大。
而碳原子又不能通过界面进入奥氏体，只能以碳化物的形式在贝氏体铁素体内部析出。
随着碳的析出，贝氏体铁素体的自由能将下降以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降，将使已形成的贝氏体铁素片进一步长大，得到下贝氏体组织。
（4）粒状贝氏体的形成一般认为在某些低碳钢中出现的粒状贝氏体是由无碳化物贝氏体演变而来的。
当无碳化物贝氏体针长大到彼此汇合时，剩下的小岛状奥氏体便为铁素体所包围沿铁素体条间呈条状断续分布。
因钢碳含量较低，剩余奥氏体的碳含量也不超过其溶解度极限，故不会析出碳化物，这就形成了粒状贝氏体。
（5）贝氏体的亚基元（6）切变机制存在的问题1）为什么贝氏体转变所引起的浮凸不同于马氏体所引起的浮凸。
2）为什么贝氏体铁素体与奥氏体之间的晶体学位向关系不同于马氏体与奥氏体之间的位向关系。
3）为什么透镜片状贝氏体铁素体中没有孪晶。
4）为什么下贝氏体中的碳化物的分布与回火马氏体中碳化物分布明显不同。
5）按切变机制，贝氏体铁素体应是片状，但为什么上贝氏体铁素体接近针状。
（三）贝氏体转变的台阶机制Aaronson等人强调贝氏体是非层状共析反应产物，亦即贝氏体转变是一种特殊的共析反应。
他们认为，贝氏体转变与珠光体转变或马氏体转变不同，是通过台阶机制长大的。
台阶的水平面为α-γ的半共格界面，界面两侧的α与γ有一定的位向关系，在半共界面上存在着柏氏矢量与界面平行的刃型位错。
界面由位错和台阶组织成。
台阶的端面为非共格界面。
这样的界面活动能力很高，易于向侧面移动，从而使水平面向上推移。
珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征内容珠光体转变贝氏体转变马氏体转变温度范围高温中温低温转变上限温度A1B S M S领先相渗碳体或铁素体铁素体形核部位奥氏体晶界上贝氏体在晶界下贝氏体大多在晶内转变时点阵切变无？有碳原子的扩散有有基本上无铁及合金元素原有无无子的扩散等温转变完全性完全视转变温度定不完全转变产物α+Fe3Cα+Fe3C(ε)α′（一）贝氏体的强度（硬度）影响贝氏体强度的因素有：1、贝氏体铁素体条或片的粗细如果将贝氏体条（片）的大小看作是贝氏体的晶粒，则可用Hall-Petch的关系式估算贝氏体的强度。